本发明涉及一种钛合金及其型材制备方法，特别是涉及一种低钒低钼、超低钒超低钼或无钒无钼的多相态钛合金及其型材制备方法，应用于低成本钛合金材料制备
技术领域：
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背景技术：
：金属钛作为工程材料也只不过50多年的历史，但是钛及钛合金以其优异的性能在航空航天、航海、石油、化工、医药等行业发挥着重要作用：如钛镍合金因其形状记忆功能，可用于卫星和飞船的天线、宇航系统的油管密封和其它自控装置；钛铁、钛镁合金具有优异的储氢性能，是理想的储氢材料。多年以来，世界上许多国家逐渐认识到了钛及钛合金的重要性，并对其进行了大量的研究和开发。但是，当前钛合金牌号多含有高成本的合金化金属如mo、v等，使得钛合金成本居高不下。而通过廉价的合金化金属fe、cr、mn等元素代替昂贵的元素mo、v等来开发新型钛合金，具有很好的应用前景。近年来，国内外已有许多对于这方面的研究报道。例如日本的b.guawarman等人为探索新型的医用轮椅材料研究了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金，在合金中使用了廉价的fe和cr合金化元素，相比纯钛性能提高而成本大大降低，合金经过一定热处理后加工率可达90%以上，并具备很好的韧性。但合金中元素fe在宏观组织中具有很大的偏析倾向，宏观偏析使宏观组织有较大的变化，这大大增加了该合金机械性能数据的分散性，且这种宏观偏析通过后期热处理或塑性加工无法消除，对合金性能产生不利影响。技术实现要素：为了解决现有技术问题，本发明的目的在于克服已有技术存在的不足，提供一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金及其板材和棒材的制备方法，使用了廉价的合金元素fe、cr、zr作为钛合金的强化元素，克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，本发明α+β钛合金的室温强度不低于1000mpa，利用本发明可以进一步扩大混合相钛合金的使用范围。为达到上述发明创造目的，本发明采用下述技术方案：一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金，其组分的质量百分数为：3.0-4.5wt%的铝、0.3-2.0wt%的铁、3.0-5.0wt%的铬、1.0-2.0wt%的锆，余量为钛和不可避免的杂质。作为本发明优选的技术方案，其组分的质量百分数为：3.99-4.11wt%的铝、0.79-0.81wt%的铁、3.89-4.02wt%的铬、1.47-1.57wt%的锆、0-0.05wt%的氧、0-0.001wt%的氮、0-0.001wt%的碳、0-0.001wt%的氢，余量为钛。作为本发明进一步优选的技术方案，其组分的质量百分数为：4.0wt%的铝、0.8wt%的铁、4.0wt%的铬、1.5wt%的锆、0.04-0.05wt%的氧、0-0.001wt%的氮、0-0.001wt%的碳、0-0.001wt%的氢，余量为钛。一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的板材制备方法，将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：3.0-4.5wt%的铝、0.3-2.0wt%的铁、3.0-5.0wt%的铬、1.0-2.0wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料置入箱式电阻炉中，在箱式电阻炉中，对各原料组分材料进行预处理，在120-150℃的预处理温度下保温10-12h，然后再将各原料组分材料置于分瓣式水冷铜坩埚中，反复熔炼3-5次制成铸锭，再将所得铸锭加热到830-870℃，在横列式轧机上将铸锭轧制成厚度为6-8mm的α+β钛合金板材。优选采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金板材进行轧制后热处理，控制退火温度为580-600℃，保温时间为1.5-2.5h，冷却方式为空冷。一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的棒材制备方法，将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：3.0-4.5wt%的铝、0.3-2.0wt%的铁、3.0-5.0wt%的铬、1.0-2.0wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料混合后采用挤压法制成电极块，然后在真空等离子箱内焊接成真空电极，然后通过3-5次真空自耗电极电弧熔炼制成铸锭，铸锭在1050-1150℃温度下经过开坯锻造成直径φ40-50mm的轧制棒坯，然后棒坯加热到830-870℃，在横列式轧机上轧制成直径φ18-20mm的α+β钛合金棒材。优选采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金棒材进行轧制后热处理，控制退火温度为580-600℃，保温时间为1.5-2.5h，冷却方式为空冷。本发明与现有技术相比较，具有如下显而易见的突出实质性特点和显著优点：1.本发明制备的α+β钛合金含有fe、cr、zr合金元素，代替传统含钼和钒的钛合金，成本显著降低，适用于更多对材料成本敏感的应用领域，本发明α+β钛合金的室温强度高于1000mpa，力学性能与传统钛合金ti-6al-4v相当，但成本相比ti-6al-4v显著降低，提高了性价比，利用本发明α+β钛合金能进一步扩大α+β钛合金的使用范围，对钛合金市场的拓展具有重要意义。2.本发明制备的α+β钛合金退火后为α+β相双态组织，其屈服强度比ti-6al-1.7fe-0.1si(timetal62s)更高，本发明制备的α+β钛合金克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，能通过控制凝固过程形成均匀化的组织。具体实施方式本发明的优选实施例详述如下：实施例一：在本实施例中，一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金，其合金组分的质量百分数为：3.99wt%的铝、0.79wt%的铁、4.02wt%的铬、1.47wt%的锆、0.05wt%的氧、0.001wt%的氮、0.001wt%的碳、0.001wt%的氢，余量为钛。本实施例含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的板材制备方法，首先将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：3.99wt%的铝、0.79wt%的铁、4.02wt%的铬、1.47wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料置入箱式电阻炉中，在箱式电阻炉中，对各原料组分材料进行预处理，在150℃的预处理温度下保温12h，然后再将各原料组分材料置于分瓣式水冷铜坩埚中，反复熔炼4次制成铸锭，再将所得铸锭加热到850℃，在横列式轧机上将铸锭轧制成厚度为6-8mm的α+β钛合金板材；然后采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金板材按表2的热处理制度进行轧制后热处理，控制退火温度为600℃，保温时间为2h，冷却方式为空冷，最终制成α+β钛合金板材的标准样品，其合金组分含量见表1。然后参照gb/t228.1-2010，对α+β钛合金板材的标准样品进行室温力学性能实验测试，其力学性能测量结果见表2。表1.在实施例一中制备的α+β钛合金材料的成分含量表化学元素alfecrzronchti含量（wt%）3.990.794.021.470.050.0010.0010.001余量表2.在实施例一中制备的α+β钛合金材料板材的力学性能实验测量结果本实施例制备的α+β钛合金板材的室温抗拉强度大于1000mpa，力学性能与传统钛合金ti-6al-4v相当，由于不含贵金属钒，成本相比ti-6al-4v显著降低，并且fe含量和cr含量显著低于ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金，克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，利用本实施例制备的α+β钛合金能进一步扩大α+β钛合金的使用范围。实施例二：本实施例与实施例一基本相同，特别之处在于：在本实施例中，一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金，其合金组分的质量百分数为：4.0wt%的铝、0.8wt%的铁、4.0wt%的铬、1.5wt%的锆、0.05wt%的氧、0.001wt%的氮、0.001wt%的碳、0.001wt%的氢，余量为钛。本实施例含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的板材制备方法，首先将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：4.0wt%的铝、0.8wt%的铁、4.0wt%的铬、1.5wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料置入箱式电阻炉中，在箱式电阻炉中，对各原料组分材料进行预处理，在150℃的预处理温度下保温12h，然后再将各原料组分材料置于分瓣式水冷铜坩埚中，反复熔炼4次制成铸锭，再将所得铸锭加热到850℃，在横列式轧机上将铸锭轧制成厚度为6-8mm的α+β钛合金板材；然后采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金板材按表4的热处理制度进行轧制后热处理，控制退火温度为600℃，保温时间为2h，冷却方式为空冷，最终制成α+β钛合金板材的标准样品，其合金组分含量见表3。然后参照gb/t228.1-2010，对α+β钛合金板材的标准样品进行室温力学性能实验测试，其力学性能测量结果见表4。表3.在实施例二中制备的α+β钛合金材料的成分含量表化学元素alfecrzronchti含量（wt%）4.00.84.01.50.050.0010.0010.001余量表4.在实施例二中制备的α+β钛合金材料板材的力学性能实验测量结果本实施例制备的α+β钛合金板材的室温抗拉强度大于1000mpa，力学性能与传统钛合金ti-6al-4v相当，由于不含贵金属钒，成本相比ti-6al-4v显著降低，并且fe含量和cr含量显著低于ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金，克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，利用本实施例制备的α+β钛合金能进一步扩大α+β钛合金的使用范围。实施例三：本实施例与前述实施例基本相同，特别之处在于：在本实施例中，一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金，其合金组分的质量百分数为：4.11wt%的铝、0.81wt%的铁、3.89wt%的铬、1.57wt%的锆、0.04wt%的氧、0.001wt%的氮、0.001wt%的碳、0.001wt%的氢，余量为钛。实施例含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的棒材制备方法，其特征在于，将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：4.11wt%的铝、0.81wt%的铁、3.89wt%的铬、1.57wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料混合后采用挤压法制成电极块，然后在真空等离子箱内焊接成真空电极，然后通过4次真空自耗电极电弧熔炼制成铸锭，铸锭在1100℃温度下经过开坯锻造成直径为φ45mm的轧制棒坯，然后棒坯加热到850℃，在横列式轧机上轧制成直径为φ20mm的α+β钛合金棒材；然后采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金棒材按表6的热处理制度进行轧制后热处理，控制退火温度为600℃，保温时间为2h，冷却方式为空冷，最终制成α+β钛合金棒材的标准样品，其合金组分含量见表5。然后参照gb/t228.1-2010，对α+β钛合金棒材的标准样品进行室温力学性能实验测试，其力学性能测量结果见表6。表5.在实施例三中制备的α+β钛合金材料的成分含量表化学元素alfecrzronchti含量（wt%）4.110.813.891.570.040.0010.0010.001余量表6.在实施例三中制备的α+β钛合金材料棒材的力学性能实验测量结果本实施例制备的α+β钛合金板材的室温抗拉强度大于1000mpa，力学性能与传统钛合金ti-6al-4v相当，由于不含贵金属钒，成本相比ti-6al-4v显著降低，并且fe含量和cr含量显著低于ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金，克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，利用本实施例制备的α+β钛合金能进一步扩大α+β钛合金的使用范围。实施例四：本实施例与前述实施例基本相同，特别之处在于：在本实施例中，一种含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金，其合金组分的质量百分数为：4.0wt%的铝、0.8wt%的铁、4.0wt%的铬、1.5wt%的锆、0.04wt%的氧、0.001wt%的氮、0.001wt%的碳、0.001wt%的氢，余量为钛。实施例含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金的棒材制备方法，其特征在于，将海绵钛、纯铝、纯铁、纯铬，纯锆进行配料，按照下述原料组分的质量百分数，进行原料组分材料称量：4.0wt%的铝、0.8wt%的铁、4.0wt%的铬、1.5wt%的锆，其余原料为钛，将完成配料后的各原料组分材料混合后采用挤压法制成电极块，然后在真空等离子箱内焊接成真空电极，然后通过3-4次真空自耗电极电弧熔炼制成铸锭，铸锭在1100℃温度下经过开坯锻造成直径为φ45mm的轧制棒坯，然后棒坯加热到850℃，在横列式轧机上轧制成直径为φ20mm的α+β钛合金棒材；然后采用真空退火的热处理方式对所制备的α+β钛合金棒材按表8的热处理制度进行轧制后热处理，控制退火温度为600℃，保温时间为2h，冷却方式为空冷，最终制成α+β钛合金棒材的标准样品，其合金组分含量见表7。然后参照gb/t228.1-2010，对α+β钛合金棒材的标准样品进行室温力学性能实验测试，其力学性能测量结果见表8。表7.在实施例四中制备的α+β钛合金材料的成分含量表化学元素alfecrzronchti含量（wt%）4.00.84.01.50.040.0010.0010.001余量表8.在实施例四中制备的α+β钛合金材料棒材的力学性能实验测量结果本实施例制备的α+β钛合金板材的室温抗拉强度大于1000mpa，力学性能与传统钛合金ti-6al-4v相当，由于不含贵金属钒，成本相比ti-6al-4v显著降低，并且fe含量和cr含量显著低于ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金，克服了ti-4.3fe-7.1cr-3al(tfca)合金的宏观偏析问题，利用本实施例制备的α+β钛合金能进一步扩大α+β钛合金的使用范围。上面对本发明实施例进行了说明，但本发明不限于上述实施例，还可以根据本发明的发明创造的目的做出多种变化，凡依据本发明技术方案的精神实质和原理下做的改变、修饰、替代、组合或简化，均应为等效的置换方式，只要符合本发明的发明目的，只要不背离本发明含fe、cr、zr合金元素的α+β钛合金及其板材和棒材的制备方法的技术原理和发明构思，都属于本发明的保护范围。当前第1页12